BARCELONA PROPIEDADES MECANICAS, COEFICIENTE DE FRICCION Y EFECTOS DE ANISOTROPÍA MECÁNICA LOCAL EN ALEACIONES METÁLICAS INGENIERÍA DE MATERIALES

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1 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 1 BARCELONA UNIVERSIDAD POLITÉCNICA DE CATALUÑA (UPC) ESCUELA TÉCNICA SUPERIOR DE INGENIERÍA INDUSTRIAL DE BARCELONA (ETSEIB) CENTRE D'INTEGRITAT ESTRUCTURAL I FIABILITAT DELS MATERIALS (CIEFMA). DEPARTAMENTO DE CIENCIA DE LOS MATERIALES E INGENIERÍA METALÚRGICA PROPIEDADES MECANICAS, COEFICIENTE DE FRICCION Y EFECTOS DE ANISOTROPÍA MECÁNICA LOCAL EN ALEACIONES METÁLICAS INGENIERÍA DE MATERIALES MAXIME THALLER DIRECTOR: DR. JOAN JOSEP ROA ROVIRA PONENTE: DR. ANTONIO MANUEL MATEO BARCELONA 2016

2 Pág. 2 Tesis de Master

3 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 3 DEDICATORIA Quiero agradecer a Isaac López Insa, la ayuda durante la observación cristalográfica y de los mecanismos de deformación plástica mediante técnicas avanzadas de caracterización (EBSD y FESEM). Asimismo, quiero, sobre todo agradecer a mi director Joan Josep Roa Rovira por su ayuda prestada, sus consejos, sus conocimientos básicos, su manera de trabajar y su paciencia durante toda la realización de este proyecto.

4 Pág. 4 Tesis de Master Resumen El comportamiento mecánico y tribológico de aleaciones metálicas depende principalmente del proceso de conformado así como de su microestructura final. Durante la última década, se han empezado a estudiar las propiedades de dureza y módulo de Young de distintos materiales metálicos en función de su orientación cristalina. Sin embargo, en la literatura prácticamente no existe información relevante mostrando posibles efectos de anisotropía mecánica después de realizar ensayos de rayado en varias orientaciones cristalinas. Por todos estos motivos, en la presente tesis de master, se pretende estudiar la anisotropía mecánica y tribológica de cinco aleaciones metálicas (aleación modelo de cobalto, acero TRIP, dos aceros dúplex con diferentes procesos de termoconformado, laminado en frio y en caliente y una muestra de cobre) por medio de la utilización de la técnica de Nanoindentación y la difracción de electrones retrodispersados. Finalmente, los mecanismos de deformación plástica han sido observados mediante microscopía electrónica de barrido de emisión de campo. Los valores de dureza y módulo de Young obtenidos en esta tesis de master son del mismo orden que los reportados en la literatura. Sin embargo, para la mayoría de las aleaciones estudiadas no se puede determinar si estos materiales presentan anisotropía mecánica ya que el campo de deformación plástico inducido durante el proceso de indentación interactúa con los granos vecinos. Finalmente, en términos tribológicos, todos los materiales presentan anisotropía tribológica, con valores de coeficiente de fricción comprendidos entre 0,05 y 0,2.

5 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 5 Sumario LISTADO DE FIGURAS 7 LISTADO DE TABLAS 11 LISTADO DE SÍMBOLOS 12 LISTADO DE ABREVIACIONES INTRODUCCIÓN Información requerida Estructuras cristalinas Índices de Miller Anisotropía y textura Consecuencias de la anisotropía y textura Propiedades mecánicas y tribológicas Fundamentos básicos Contacto elasto-plástico: ecuaciones de Oliver y Pharr Ensayos de nanorayado OBJETIVOS ESTADO DEL ARTE PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL Muestras Preparación de las muestras Nanoindentación Ensayos de nanorayado Microscopio laser confocal Funcionamiento básico del microscopio laser confocal Precisión de las imágenes Ventajas e inconvenientes Microscopio electrónico de barrido por emisión de campo Funcionamiento del SEM Diferencia entre SEM y FESEM Difracción de electrones retrodispersados Funcionamiento del EBSD Líneas de Kikuchi Datos obtenidos por EBSD... 44

6 Pág. 6 Tesis de Master 5. RESULTADOS Y DISCUSIÓN Mecanismos de deformación plástica Propiedades mecánicas: Dureza y módulo elástico Efecto de tamaño de las indentaciones (ISE) Valores de dureza y módulo elástico Apilamiento y hundimiento Anisotropía Aspecto tribológico Comportamiento tribológico Carga critica Coeficiente de fricción Anisotropía CONCLUSIONES 78 TRABAJO FUTURO 80 IMPACTO AMBIENTAL 81 COSTE DEL PROYECTO 82 BIBLIOGRAFÍA 83

7 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 7 Listado de figuras Figura 1 Geometría de las estructuras cristalinas de los elementos metálicos. p.17 Figura 2 Distribución atómica para las estructuras cristalinas con un FE de 0,74 (FCC y HCP). p.18 Figura 3 Figura 4 Ejemplos de los índices de Miller para dos planos cristalinos con estructuras cúbicas. Representación gráfica de los índices de Miller para una estructura hexagonal. p.19 p.20 Figura 5 Representación de la orientación cristalina. p.21 Figura 6 Representación gráfica de la textura aleatoria (A) y de una textura laminar (B). p.22 Figura 7 Esquema básico de una máquina de ensayos de indentación. p.24 Figura 8 Geometría del indentador de diamante Berkovich. p.25 Figura 9 Representación gráfica de la carga aplicada en función de la profundidad de indentación. p.27 Figura 10 Esquema de la sección transversal de una indentación, donde se pueden observar varias cantidades utilizadas en las ecuaciones del método de Oliver y Pharr. p.28 Figura 11 Representación gráfica de un ensayo de rayado con carga incremental. p.29 Figura 12 Representación gráfica del proceso de carga vs. longitud de rayado (cargamento incremental hasta 100 mn a lo largo de una longitud de rayado de 150 µm). p.35 Figura 13 Esquema de funcionamiento de un microscopio laser confocal. p.36

8 Pág. 8 Tesis de Master Figura 14 Imagen obtenida mediante un microscopio laser confocal para una muestra de Co-C-W; donde se pueden observar diferentes ensayos de rayado con carga incremental hasta 100 mn (A), 50 mn (B), 30 mn (C) y 10 mn (D) y las huellas residuales realizadas a profundidad de indentación máxima, 2000 nm (E). Figura 15 Imágenes de las pistas de rayado obtenidas mediante un microscopio laser confocal para un acero TRIP. Con una fuerza incremental: 0-10 mn (A) y con una fuerza incremental: mn (B). Figura 16 Representación esquemática del funcionamiento de un microscopio electrónico de barrido. Figura 17 Representación esquemática de la interacción de los diferentes tipos de electrones sobre la superficie de una muestra. Figura 18 Esquema explicativo del funcionamiento del EBSD. Posicionamiento de la muestra (a) y el sistema general (b). Figura 19 Esquema del dispositivo en el SEM para la formación de las líneas de Kikuchi (A) y ejemplo de los patrones indexados de las líneas de Kikuchi (B). Figura 20 Imágenes FESEM de las huellas residuales de nanoindentación en: aleación de Co-C-W (A) y en una muestra TRIP (B). Figura 21 Imágenes FESEM de las pistas de rayado realizados a carga constante (100 mn) para las muestras TRIP y Co-C-W. Figura 22 Imágenes FESEM de las pistas de rayado realizados a carga constante (100 mn) para las muestras ALZ (A), ALC (B) y Cu (C). Figura 23 Representación gráfica de una vista transversal, ilustrando el apilamiento de las dislocaciones para una muestra de Cobre. Figura 24 Dureza en función de la profundidad de penetración del indentador para las muestras de estudio. Figura 25 Módulo elástico en función de la profundidad de penetración del indentador para las muestras de estudio. p.37 p.38 p.40 p.41 p.43 p.44 p.46 p.47 p.48 p.49 p.49 p.50

9 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 9 Figura 26 Esquema de los ensayos de nanoindentación con una profundidad de indentación pequeña, 50 nm (A) y profundidad de penetración mayor, 2000 nm (B). Figura 27 Matriz homogénea de indentaciones realizadas a 2000 nm de profundidad de indentación observada por medio del FESEM para las muestra de estudio: Co-C-W (A), TRIP (B), ALZ (C), ALC (D) y Cu (E). Figura 28 Ejemplos de huellas residuales mostrando los principales mecanismos de deformación inducidos por indentación alrededor de las huellas residuales para una muestra de Co-C-W (A) y para una muestra TRIP (B). Figura 29 Mapa de orientación cristalina (o IPF) para una aleación metálica de Co- C-W obtenida mediante EBSD. p.51 p.53 p.54 p.55 Figura 30 Observación microestructural de la textura para una muestra ALZ. p.56 Figura 31 Mapa de orientación cristalina (o IPF) para una muestra TRIP. p.57 Figura 32 Mapa de orientación cristalina (o IPF) para una muestra de cobre. p.59 Figura 33 Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para la muestra ALZ (ensayo realizado a una carga incremental máxima de 100 mn). Figura 34 Imagen FESEM de la pista de rayado (carga incremental hasta los 100 mn) para la muestra ALZ. Figura 35 Representación gráfica de las cargas críticas obtenidas por medio de dos maneras diferentes a partir de los ensayos de rayado: a partir del coeficiente de fricción (negro) y por medio de la observación directa a partir de las imágenes FESEM (gris). Figura 36 Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado (carga incremental, de 0 hasta 30mN) para todos los materiales estudiados. Figura 37 Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado (carga incremental, de 0 hasta 100mN) para todos los materiales estudiados. Figura 38 Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para la muestra de Co-C-W para diferentes cargas incrementales estudiadas; 10, 30, 50 y 100 mn. p.61 p.62 p.63 p.64 p.65 p.66

10 Pág. 10 Tesis de Master Figura 39 Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para la muestra de TRIP para diferentes cargas incrementales estudiadas; 10, 30, 50 y 100 mn. Figura 40 Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para la muestra de ALZ para diferentes cargas incrementales estudiadas; 10, 30, 50 y 100 mn. Figura 41 Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para la muestra de ALC para diferentes cargas incrementales estudiadas; 10, 30, 50 y 100 mn. Figura 42 Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para la muestra de Cu para diferentes cargas incrementales estudiadas; 10, 30, 50 y 100 mn. p.66 p.67 p.67 p.68 Figura 43 Valores de µ1 y µ2 para cada muestra de estudio. p.70 Figura 44 Superposición de la imagen de orientación cristalográfica (IPF) y de la pista de rayado obtenida mediante FESEM para los diversos rayados realizados a diferentes cargas incrementales (10, 30, 50 y 100 mn) para la muestra Co-C-W. Figura 45 Superposición de la imagen de orientación cristalográfica (IPF) y de la pista de rayado obtenida mediante FESEM para los diversos rayados realizados a diferentes cargas incrementales (10, 30, 50 y 100 mn) para la muestra TRIP. Figura 46 Coeficiente de fricción para el TRIP en función de la distancia de rayado para diferentes cargas incrementales (hasta 10 mn y 100 mn). Figura 47 Imagen FESEM de la pista residual de rayado para la muestra ALZ con una carga incrementa máxima de 30 mn. p.71 p.72 p.73 p.74 Figura 48 Coeficiente de fricción en función de la distancia para la muestra ALZ. p.74 Figura 49 Coeficiente de fricción en función de la distancia para la muestra ALC. p.75 Figura 50 Mapa de orientación cristalina para la muestra de cobre. p.76 Figura 51 Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para una muestra de cobre. p.77

11 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 11 Listado de tablas Tabla 1 Lista resumen de las cuatros redes principales de Bravais para los elementos metálicos. Tabla 2 Resumen de los valores bibliográficos de dureza, módulo elástico y coeficiente de fricción de los materiales metálicos estudiados en esta tesis de master. Tabla 3 Valores de módulo elástico y de dureza de los materiales de estudio obtenidos a partir de los ensayos de nanoindentación. Tabla 4 Valores de E y H en función de las orientaciones cristalográficas principales para el acero TRIP. Tabla 5 Valores de E y H en función de las orientaciones cristalográficas principales para el cobre. p.16 p.32 p.52 p.58 p.59 Tabla 6 Cociente H/E de los materiales estudiados. p.60 Tabla 7 Coeficientes de fricción de las 5 muestras de estudio en regiones donde no se aprecia efectos de apilamiento en la zona lateral de la pista de rayado (µ1) y en zonas donde se inicia a apilar el material metálico arrastrado durante el proceso de rayado (µ2). p.69

12 Pág. 12 Tesis de Master Listado de símbolos a: Parámetro de red cristalino, nm A c : Área de contacto, nm² (a 1 a 2 a 3 c): Índices de Miller para estructuras hexagonales b: Parámetro de red cristalino, nm c: Parámetro de red cristalino, nm E: Módulo elástico, GPa E eff : Módulo elástico efectivo, GPa E i : Módulo elástico del indentador, GPa E m : Módulo elástico de la muestra, GPa F c : Carga crítica, mn F f : Fuerza de fricción, mn H: Dureza, GPa h: Profundidad de penetración del indentador, nm h c : Profundidad de contacto, nm h f : Profundidad final de la huella residual, nm h max : Profundidad máxima de penetración, nm h s : Hundimiento elástico de la superficie alrededor del contacto, nm (hkl): Índices de Miller para estructuras cúbicas P: Fuerza vertical aplicada por el indentador, mn P max : Fuerza vertical máxima aplicada por el indentador, mn r: Radio de un átomo, nm S: Rigidez, mn.nm -1 x, y, z: Ejes de referenciales : Constante del indentador Berkovich µ: Coeficiente de fricción, adimensional

13 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 13 m : Coeficiente de Poisson de la muestra i : Coeficiente de Poisson del indentador

14 Pág. 14 Tesis de Master Listado de abreviaciones ALC: Acero dúplex Laminado en Caliente ALZ: Acero dúplex Laminado en frio BCC: Body Centered Cubic (Cúbico centrado en el cuerpo) Co-C-W: Aleación de Cobalto con átomos de Carbono y de Wolframio disueltos como solución solida CS: Cúbico Simple Cu: Cobre EA: Euler Angles (Ángulos de Euler) EBSD: Electron Backscattered Diffraction (Difracción de Electrones Dispersados) EBSP: Electron Backscattered Pattern (Patron de Electrones Dispersados) FCC: Face Centered Cubic (Cúbico centrado en las caras) FE: Factor de Empaquetamiento FESEM: Field Emission Scanning Electron Microscopy (Microscopio electrónico de barrido de emisión de campo) HCP: Hexagonal Close-Packed (Hexagonal compacto) Hierro α: Ferrita (CC) Hierro γ: Austenita (FCC) HIP: Hot Isostatic Pressing (proceso de compresión isostática en caliente) IPF: Inverse Pole Figure (Figura inversa de polos o figura de orientaciones cristalinas) ISE: Indentation Size Effect (Efecto de tamaño de las indentaciones) NC: Número de coordinación PM: Phase Map (Mapa de fases) QI: Quality Image (Imagen de calidad) SEM: Scanning Electron Microscope (Microscopio Electronico de Barrido) TiN: Nitruro de Titanio TRIP: TRanformation Induced Plasticity

15 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág Introducción 1.1 Información requerida La mayoría de los materiales metálicos utilizados tienen una estructura poli-cristalina. Sus propiedades mecánicas dependen a la vez de su microestructura y de su estructura cristalográfica de los granos que la constituyen. Las propiedades de los granos vienen definidas mayormente por medio de su orientación cristalina de los átomos en el interior del grano. Si los elementos metálicos son sometidos a procesos externos de conformado (laminación, extrusión, entre otros), se puede texturar el material confiriéndole una orientación cristalina preferencial en la dirección de laminación. A continuación, se describirá brevemente las diferentes herramientas a tener en cuenta con el objetivo de poder evaluar y/o correlacionar las propiedades mecánicas y los principales mecanismos de deformación plásticos activados en función de la orientación cristalina inducidos mediante: ensayos de indentación instrumentada y de rayado Estructuras cristalinas Los átomos de los materiales metálicos son cationes que comparten uno o varios electrones con sus átomos vecinos para que el metal quede en equilibrio. En otras palabras, los átomos metálicos se organizan de una manera particular dependiendo de la estructura cristalina; a esta red se le denominan redes de Bravais. Las redes de Bravais son diferentes geometrías de apilamiento de los átomos en el interior de una misma celda unidad. Tabla 1, resume las principales estructuras cristalinas, así como el número de coordinación (NC), el factor de empaquetamiento (FE) y diferentes ejemplos metálicos típicos para las estructuras cristalinas más típicas (cúbica simple, cúbica centrada en el cuerpo, la cúbica centrada en las caras y la hexagonal compacta; CS, BCC, FCC y HCP, respectivamente).

16 Pág. 16 Tesis de Master Tabla 1: Lista resumen de las cuatros redes principales de Bravais para los elementos metálicos [1]. Estructura a (r) Número de coordinación Factor de empaquetamiento Ejemplos Cúbica simple (CS) a = 2r 6 0,52 Po Cúbica centrada en el cuerpo (BCC) a = 4r/ 3 8 0,68 Cúbica centrada en las caras (FCC) a = 4r/ ,74 Fe, W, Mo, Nb, Ta, K, Na, V, Cr, Zr Cu, Al, Au, Ag, Pb, Ni, Pt Hexagonal compacta (HCP) a = 2r c/a = (8/3) 12 0,74 Ti, Mg, Zn, Be, Co, Zr, Cd Cada uno de los parámetros presentados en la tabla 1, son descritos a continuación: a(r) es la distancia entre un átomo de la red y sus átomos vecinos más cercanos en función del radio de los átomos. número de coordinación (NC) es el número de vecinos más cercanos que tiene cada átomo. factor de empaquetamiento (FE) es la compacidad del metal. Esta propiedad también se puede definir como el porcentaje en volumen que ocupa el átomo con una geometría esférica. La compacidad máxima que se puede obtener es de 0,74 (~74% de volumen ocupado por átomos, de geometría esférica y con un mismo tamaño de radio, sobre el volumen total). Para materiales metálicos, principalmente, nos encontramos con cuatro estructuras cristalinas básicas, ver figura 1: 1. Cubica simple (CS) es un cubo con un átomo centrado en cada esquina del cubo. Este significa que todos los átomos ubicados en los diferentes lados del cubo tienen el mismo tamaño y que la distancia entre ellos es equivalente a dos veces el radio iónico del elemento metálico de estudio, ver tabla 1. Esta estructura es la más simple de las redes pero muy pocos elementos metálicos presentan esta configuración. Su compacidad es baja, teniendo un factor de empaquetamiento (FE) de 0,52.

17 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág Estructura cubica centrada en el cuerpo (BCC) es la misma que la estructura CS pero con un átomo en el centro del cubo. Esta estructura cristalina presenta un FE de 0, Estructura cubica centrada en las caras (FCC) es la misma que la estructura CS pero con un átomo en el centro de cada cara del cubo, con un FE de 0, Estructura hexagonal compact (HCP) es el apilamiento de tres planos, dos hexagonales con un átomo en cada seis esquinas del hexagonal y uno en el centro del hexagonal. Paralelo y a media distancia mientras estos dos planos hexagonales, hay tres átomos formando un triángulo como se puede ver en figura 1. Las coordenadas reducidas de los átomos de este triángulo son (1/3 2/3 1/2) o (2/3 1/3 1/2). Esta estructura tiene un FE igual a la estructura FCC, FE de 0,74. Figura 1: Geometría de las estructuras cristalinas de los elementos metálicos [2]. Tal como se ha mostrado en la tabla 1, las estructuras FCC y HCP tienen un FE de 0.74, el cual es el máximo que se puede obtener. Estas dos estructuras cristalinas están constituidas por planos atómicos compactos. Entre ambas estructuras, el apilamiento de los planos atómicos son diferentes, tal y como se aprecia en la figura 2 y se resume a continuación: FCC, apilamiento tipo: ABCABCABC. HCP, apilamiento tipo: ABABABAB.

18 Pág. 18 Tesis de Master Figura 2: Distribución atómica para las estructuras cristalinas con un FE de 0,74 (FCC y HCP) [3]. La estructura cristalina de un metal es muy importante, ya que esta tiene una elevada repercusión sobre sus propiedades finales (tales como por ejemplo: densidad, mecanismos de deformación, propiedades mecánicas, coeficiente de fricción, etc.) Índices de Miller Otro parámetro cristalográfico importante a tener en consideración, son los índices de Miller. Estos vectores nos permiten definir los planos atómicos en la red cristalina según la orientación cristalina. Cabe mencionar, que estos índices son diferentes para una estructura cúbica (hkl) que para una hexagonal (a 1 a 2 a 3 c) debido a que ambas estructuras no tienen ni la misma geometría ni el mismo número de ejes. Así mismo, los índices de Miller, pueden presentar valores negativos, los cuales se escriben con una barra encima del número, como por ejemplo menos dos: 2.

19 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág Índices de Miller en redes cúbicas Para redes cúbicas, se debe escoger una referencia ortogonal, para la cual hay tres ejes que son perpendiculares entre sí y del mismo tamaño. Los índices de Miller tienen tres componentes, y se escriben de la siguiente manera: (h k l); donde h es la reciproca de la intersección del plano con el eje x, k con el eje y, l con el eje z. Normalmente, si los números del índice de Miller son fracciones, se multiplican todos por el mismo número para tener números enteros. Figura 3: Ejemplos de los índices de Miller para dos planos en redes cubicas [2] Índices de Miller para una red hexagonal En una red hexagonal, la referencia tiene cuatro ejes: tres en el plano de base; los cuales se denotan como (a 1, a 2 y a 3 ) y uno que es perpendicular al plano basal (c). Los índices de Miller para un plano con una estructura hexagonal se escriben de la siguiente manera: (a 1 a 2 a 3 c). En la figura 4, se puede observar la representación de los índices de Miller para una estructura hexagonal.

20 Pág. 20 Tesis de Master Figura 4: Representación gráfica de los índices de Miller para una estructura hexagonal. Tal y como se puede observar en la figura 4, uno de los ejes que se encuentran en el plano basal, se puede escribir en función de los otros dos, tal y como se muestra en la siguiente expresión: a 1 + a 2 = - a 3 (1) Anisotropía y textura Tal y como se ha explicado anteriormente, la orientación cristalina y en su defecto la colocación de los átomos dentro de la red cristalina, puede producir modificaciones en el comportamiento mecánico debido principalmente a efectos de textura, así como de anisotropía. La anisotropía hace referencia a que las propiedades del grano dependen principalmente de la orientación cristalina, siendo estas completamente diferentes entre granos con diferentes índices de Miller. Este efecto, se ve claramente marcado en el caso de la dureza y el módulo elástico tal y como lo demostró Tromas et al. [4] para un acero inoxidable 316L. Otra propiedad, que se debe tener en cuenta, es la textura. Ambos, se muestran gráficamente en las figuras 5 y 6, respectivamente.

21 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 21 Figura 5: Explicación de la orientación cristalina [5]. Como se puede ver en la figura 5, los diferentes granos tienen su propia orientación cristalina; siendo esta diferente a la de su vecino. Tal y como se ha explicado anteriormente, las propiedades del material pueden cambiar con su orientación, siendo estas diferentes entre granos vecinos. A este fenómeno se le denomina anisotropía. Existen diferentes tipos de anisotropía; entre las más comunes hay la anisotropía mecánica (donde las propiedades mecánicas difieren dependiendo de la orientación cristalina de los diferentes granos) así como anisotropía cristalina (cuando la orientación cristalina entre un grano y otros es diferente). Otro parámetro a tener en consideración para aleaciones metálicas, es la textura. Éste, designa la orientación preferencial de los granos en un material policristalino. Un material puede no presentar este efecto, lo que significa que sus granos se encuentran organizados de manera totalmente aleatoria y que no tienen una dirección preferencial. Según el porcentaje de granos con una orientación preferencial, la textura de un material puede ser clasificada como: nula, débil, moderada, fuerte o total; siendo esta última referida a materiales monocristalinos. Un material con una textura nula, implica que es un material isótropo (todas las propiedades son constantes y no dependen de la orientación cristalina).

22 Pág. 22 Tesis de Master Figura 6: Representación gráfica de la textura aleatoria (A) y de una textura laminar (B). Tal y como se aprecia en la figura 6, el material tiene dos regiones claramente diferenciadas (A y B), una sin textura (A) y una con una textura fuerte (B) que es una textura en forma de láminas: granos alargados en una dirección y delgados en otra. Cabe pensar que las propiedades mecánicas van a diferir si se miden las propiedades en la dirección longitudinal o transversal de la muestra debido al fuerte grado de textura que presenta la región B. El fenómeno de la textura en los materiales metálicos, puede obtenerse a partir: Del proceso de crecimiento de los granos (solidificación, precipitación, etc.). De una deformación plástica debida al proceso de fabricación o a un tratamiento de postconformado (extrusión, laminación, etc.). Para obtener un material sin textura, se puede: Controlar su solidificación, mediante un proceso de solidificación lenta o con la adición de elementos floculantes. Tratamientos térmicos, un proceso de recocido en el caso de un material deformado Consecuencias de la anisotropía y textura En los metales, los mecanismos de deformación se atribuyen principalmente a la creación y al movimiento de dislocaciones. Las dislocaciones son defectos en la red cristalina, otro defecto ampliamente conocido en los materiales metálicos policristalinos, son los límites de grano. En consecuencia, cuanta mayor cantidad de límites de grano existen en una dirección que en otra, el material va a presentar mejor propiedades en una de las dos direcciones, este fenómeno se atribuye a la textura.

23 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 23 Dentro de un mismo grano, las dislocaciones son activadas en el plano de máxima densidad; por ejemplo, en una estructura FCC, el plano de máxima densidad son los planos de la familia {111} y las dislocaciones se mueven en las direcciones <110> de estos planos. Entonces, localmente, la deformación inducida por una misma fuerza no es la misma en función del ángulo entre la fuerza y la dirección de deslizamiento en el grano. Cada grano tiene una orientación y como se puede ver en la figura 5, la orientación de cada grano no es la misma que la de sus granos vecinos. Como las dislocaciones solo se mueven en direcciones particulares, cuando la orientación cristalina tiene una dirección preferencial en todos los granos a causa del proceso de fabricación o de un tratamiento de post-conformado, las dislocaciones se mueven más fácilmente en una dirección que en otra y las propiedades del material son altamente anisotrópicas. Este es consecuencia directa de la anisotropía debido a la orientación cristalina. 1.2 Propiedades mecánicas y tribológicas Tal y como se ha comentado en el apartado anterior, las propiedades mecánicas dentro de los granos cristalinos de muestras metálicas pueden presentar un efecto de anisotropía mecánica. Para poder determinar las propiedades mecánicas y tribológicas en función de la orientación cristalina, es necesario de realizar los ensayos mecánicos a escala local; siendo necesario la utilización de ensayos mecánicos a escala micro- y nanométrica para poder confinar la huella residual y el campo de deformación plástico en el interior de cada uno de los granos cristalinos Fundamentos básicos Las propiedades mecánicas y tribológicas de los materiales se pueden determinar utilizando la técnica de nanoindentación. Esta máquina puede realizar ensayos de indentaciones a escala micro- y submicrométrica así como ensayos de rayado.

24 Pág. 24 Tesis de Master Funcionamiento de la máquina de nanoindentación El funcionamiento de la máquina de nanoindentación es bastante básico pero las tecnologías necesarias para medir desplazamiento y fuerzas tan pequeños a escala nanométrica son bastante avanzadas. Figura 7: Esquema básico de una máquina de ensayos de nanoindentación [6]. Tal como se puede apreciar en la figura 7, esta máquina está constituida por un sistema superior constituido con una bobina magnética que se encarga de transmitir la carga al indentador. El encargado de medir el desplazamiento a una determinada carga aplicada, es el sensor de desplazamiento. También, está constituida por una mesa motorizada que se encarga de desplazar la muestra a la zona de estudio y/o debajo del microscopio para observar la zona de interés. Finalmente, en el extremo de la columna hay un indentador (más información puede encontrarse en la sección ) Tipos de indentador El indentador típico está fabricado principalmente de diamante, ya que este material es estable a variaciones de temperatura y mantiene la geometría a lo largo de todo el ensayo de indentación. Así mismo, existen indentadores de carburo de wolframio, acero endurecido o zafiro. Las propiedades del indentador y su geometría deben ser conocidas para poder evaluar el área de contacto con la muestra en función de la profundidad de penetración. Existen varios tipos de indentadores; estos pueden ser divididos en cuatro grupos:

25 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 25 Indentadores piramidales como el indentador Vickers o el Berkovich. El indentador Vickers es una pirámide con cuatro cajas y esta se utilizada principalmente por determinar la dureza Vickers a escala macro- y micrométrica. El indentador Berkovich (figura 8) es una pirámide con tres caras lo que permite que las caras se construyen para unirse en un único punto mientras que esto no ocurre para un indentador Vickers. El indentador Berkovich es generalmente utilizado para determinar el módulo elástico y la dureza a escala micro- y nanométrica por medio de las ecuaciones de Oliver y Pharr [7]. Figura 8: Geometría del indentador de diamante Berkovich. El ángulo original de 65 de la figura 8 es generalmente cambiado por un ángulo de con el fin de tener el mismo ratio entre el área proyectada y la profundidad de indentación (projected area-to-depth ratio) que el indentador Vickers [7]. Indentadores esféricos o cónicos: Estos indentadores permiten tener áreas de contacto pequeñas, permitiendo evaluar las propiedades elásticas del material así como evaluar la transición elasto-plástica. Son utilizados para representar la curva tensión-deformación, obtener los módulos elásticos, limites elásticas, presiones medias de contacto, etc. Indentador Cube-Corner : Es un indentador piramidal de tres caras perpendicular entre ellas para simular la esquina de un cubo. El ángulo de este indentador entre la línea central y las caras es de 34,3. Este tipo de indentadores presenta una punta muy puntiaguda, produciendo deformaciones mucho más importantes que un indentador piramidal. Debido a la geometría de este tipo de indentadores, se favorece la generación de grietas radiales en los vértices de indentación para materiales frágiles lo que permite de estudiar tenacidad de indentación de materiales frágiles [8].

26 Pág. 26 Tesis de Master Indentador plano: el área de contacto es plano (no es necesario calibrar el área de contacto como para los indentadores piramidales). Este indentador, principalmente se utiliza para evaluar los mecanismos de deformación de diferentes materiales a partir de la compresión de micro-pilares, así como permite evaluar la respuesta visco-elástica y/o cuasi-estático Ventajas e inconvenientes de la técnica de nanoindentación A continuación, se resumen las principales ventajas (+) e inconvenientes (-) de la técnica de nanoindentación: Aplicación de la fuerza del orden de algunos micronewton hasta cientos de millinewton. Control del desplazamiento del indentador y de la mesa de posicionamiento con gran precisión, lo que permite hacer ensayos de nanoindentación dentro de partículas, inclusiones, capas; así como ensayos de nanorayado. Permite realizar matrices homogéneas de indentación así como elegir la zona de indentación. Equipo autónomo, permite programar las matrices de indentación para que empiecen a realizarse los ensayos a una determinada hora. Permite determinar el módulo de Young y la dureza a la misma vez por medio de las ecuaciones de Oliver y Pharr, mientras que una máquina de indentación normal únicamente permite determinar el valor de dureza. Posibilidad de medir la huella residual por el ensayo sin necesidad de visualizarla. - Sensible a las vibraciones y al cambio de temperatura, por esa razón la sala de indentación debe de encontrarse equipada con un sistema de control de temperatura que permita mantener la temperatura de la sala constante a lo largo de todo el año. - Se necesita calibrar la función del área del indentador por medio de un patrón de fused silica con un módulo de Young de 72 GPa. - Control de la rugosidad para reducir los posibles efectos tamaño de indentación, también llamado ISE (Indentation Size Effects) explicados más en detalle en la sección

27 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág Conocer el coeficiente de Poisson del material de estudio para determinar el módulo elástico y se tiene de ser cuidado de los efectos de apilamiento (pile-up) o de hundido (sink-in) que pueden modificar la medida del área de contacto para materiales dúctiles y frágiles, respectivamente, generando errores en la correcta determinación de los valores de dureza del material de estudio Contacto elasto-plástico: ecuaciones de Oliver y Pharr El método de Oliver y Pharr permite determinar la dureza y el módulo de Young de la muestra a la misma vez y sin necesidad de observar la huella residual. La figura 9 muestra los valores más importantes que se pueden extraer de la curva cargadesplazamiento o curva P-h. Estos parámetros son: carga máxima P max, la profundidad máxima de indentación h max y la rigidez S (medida a partir de la parte línea de la curva de descarga). Figura 9: Representación gráfica de la carga aplicada en función de la profundidad de indentación. Los valores utilizados en las ecuaciones 2, 3 y 5 son explicados con la figura 10:

28 Pág. 28 Tesis de Master Figura 10: Esquema de la sección transversal de una indentación, donde se pueden observar varias cantidades utilizadas en las ecuaciones del método de Oliver y Pharr. Asumiendo que el apilamiento o el hundido son insignificantes, se puede calcular la profundidad del hundimiento, h s, tal y como se aprecia en la siguiente ecuación: (2) donde es una constante que depende de la geometría del indentador e igual a 0,75 en el caso del indentador Berkovich. La profundidad de contacto, h c, puede ser calculada utilizando la siguiente expresión: h c = h max h s (3) La rigidez S puede ser expresada tal y como se muestra a continuación: (4) donde S se extrae directamente de la curva de descarga del ensayo de nanoindentación como se ha mostrado en la figura 9. La ecuación (4), es función del módulo elástico efectivo, E eff, así como del área de contacto, A c. Para un indentador Berkovich, el área de contacto, se determina a partir de la siguiente expresión: A c = 24.5 h c ² (5)

29 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 29 El módulo de Young efectivo, es la combinación de los parámetros elásticos (módulo de Young y coeficiente de Poisson) del material y del indentador utilizado. Todos estos parámetros se combinan por medio de la siguiente: (6) donde E i es el módulo de Young del indentador (1141 GPa), i su coeficiente de Poisson (0,07) y E m y m son el módulo de Young y el coeficiente de Poisson de la muestra. Finalmente, para determinar la dureza H de la muestra, se puede utilizar la siguiente ecuación: (7) Ensayos de nanorayado Fundamentos básicos El principio de este ensayo es aplicar una fuerza incremental, lo que significa que el indentador va aplicando de manera incremental la carga hasta alcanzar la carga máxima de estudio, ver figura 11. Así mismo, estos ensayos se realizan a una velocidad constante de rayado. Esto permite determinar la carga crítica a la cual se induce daño superficial así como el coeficiente de fricción del material de estudio. Los ensayos de rayado son también muy utilizados para caracterizar la adherencia de capas delgadas de recubrimiento. Figura 11: Representación gráfica de un ensayo de rayado con carga incremental. El ensayo de rayado está constituido por tres partes:

30 Pág. 30 Tesis de Master (1) una digitalización previa de la zona del ensayo para conocer la rugosidad inicial (conocido como pre-scan), (2) el ensayo de rayado, donde la carga se va aplicando de manera incremental a lo largo de una longitud de rayado determinada, (3) digitalización posterior para conocer la recuperación elástica del material Determinación del coeficiente de fricción El coeficiente de fricción es el principal resultado de los ensayos de nanorayados, este parámetro se puede determinar por medio de la siguiente expresión: µ = F f / P (8) donde µ es el coeficiente de fricción, F f es la fuerza de fricción o fuerza horizontal y P es la fuerza aplicada a lo largo de la distancia de rayado. La ecuación anterior, también puede re-escribirse como: F f = µ x M s (9) La expresión anterior, no depende de la fuerza aplicada (M s ). Sin embargo, sí que depende del par indentar/material; entonces µ es teóricamente una constante par de estudio.

31 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág Objetivos Tal y como se ha mostrado a lo largo de la introducción y se ha comentado con anterioridad, el principal objetivo del proyecto es la evaluación del comportamiento micromecánico de materiales metálicos en función de la orientación cristalina, para ello se han planteado diversos objetivos secundarios con el fin de poder alcanzar el objetivo principal: - Evaluar las propiedades mecánicas a escala micrométrica (dureza y módulo elástico) para diferentes muestras metálicas. - Estudiar los mecanismos de contacto cuando son sometidas a ensayos de rayado en función de la orientación cristalográfica. - Extracción del coeficiente de fricción µ a escala micrométrica y ver si éste cambia en función de la orientación cristalina de los granos. - Estudiar el mecanismo principal de deformación plástica que ocurre en condiciones de deslizamiento para diferentes orientaciones cristalinas.

32 Pág. 32 Tesis de Master 3. Estado del arte En esta sección, se resume los parámetros micromecánicos (dureza, módulo elástico y coeficiente de fricción) encontrados en la literatura para los sistemas metálicos de estudio en esta tesis de master. Tabla 2: Resumen de los valores bibliográficos de dureza, módulo elástico y coeficiente de fricción de los materiales metálicos estudiados en esta tesis de master. Material Orientación Propiedad Valor Unidad Indentador Ref. Co-W-C - E 230 ± 7 GPa [9] Co-W-C - H 4,8 ± 0,2 GPa [9] TRIP - E 200 GPa [10] TRIP (001) H 3,13 ± 0,01 GPa [10] TRIP (101) H 3,36 ± 0,02 GPa [10] TRIP (111) H 3,56 ± 0,02 GPa [10] Dúplex Fase γ E 182 ± 14 GPa [11] Berkovich Dúplex Fase γ H 2,6 ± 0,3 GPa [11] Dúplex 60%γ/40%α E 187 ± 13 GPa [11] Dúplex 60%γ/40%α H 3,8 ± 0,2 GPa [11] Dúplex Fase α E 204 ± 7 GPa [11] Dúplex Fase α H 3,8 ± 0,2 GPa [11] Cu - E 120 ± 2 GPa [12] Cu - H 1,5 GPa [12] Cu - µ 0,14 0,22 - Cónico [13]

33 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL 4.1 Muestras En este proyecto, se han estudiado cinco muestras metálicas: aleación de cobalto (Co) con átomos de C y W disueltos como solución sólida para poder estabilizar la fase FCC, un acero TRIP, 2 aceros dúplex, uno de ellos laminado en frío (ALZ) y el otro en caliente (ALC) y una muestra de cobre (Cu). La aleación de cobalto (Co-C-W) es una muestra representativa de la matriz del compuesto Cobalto/Carburo de Wolframio. Esta muestra fue fabricada por medio de HIP (Hot Isostatic Pressing) a partir de un polvo de cobalto pre-aleado aplicando una presión de 100 MPa y una temperatura de 1200 C [9]. Los aceros TRIP son un tipo de aceros con una matriz austenítica con un 8% de martensita pre-existente. Estas muestras han sido subministradas por Outokumpu (Finlandia). Los aceros dúplex son aceros inoxidables compuestos por aproximadamente un 40% de ferrita y un 60% de austenita. Se han escogido dos muestras con tratamientos diferentes con el fin de evaluar el efecto de la termo laminación en este tipo de aceros; una laminada en frío y la otra en caliente. Finalmente, se ha elegido una muestra de cobre; esta muestra ha sido subministrada por el Instituto Químico de Sarria (IQS). Este tipo de materiales ha sido ampliamente estudiado en términos de dureza y mecanismos de deformación. En este proyecto final de master, se ha utilizado como muestra de referencia y de esta manera poder cerciorarse que los resultados de fricción y de deformación plástica evaluados para todos los sistemas son propios de cada material y no debido a algún artefacto debido a la técnica de indentación. 4.2 Preparación de las muestras Las diferentes muestras empleadas en este proyecto han sido ya preparadas por medio de un proceso de pulido metalográfico y/o electropulido. Este proceso ha sido realizado en trabajos previos ya presentados en la Universidad Politécnica de Catalunya (ETSEIB) en el Departamento de Ciencia de los Materiales e Ingeniería Metalúrgica. De esta manera, se ha reducido de manera considerable el costo económico del proyecto. La superficie a investigar en esta tesis de master para las muestras de Cobalto y para los aceros dúplex, han sido preparadas mediante un proceso metalográfico convencional.

34 Pág. 34 Tesis de Master Mientras que para las muestras TRIP y de Cu han sido preparadas por medio de un proceso de electropulido. 4.3 Nanoindentación Las propiedades mecánicas de dureza y módulo de elasticidad, han sido evaluadas por medio de ensayos de indentación instrumentada a una profundidad constante de 2000 nm (o hasta alcanzar una carga máxima de 650 mn) utilizando un Indentador XP (MTS). Se ha realizado una matriz homogénea de 25 indentaciones (5 x 5) separadas entre ellas 50 µm con el objetivo de evitar que el campo de deformación plástico entre indentaciones modificara los valores de dureza. Para ello, se ha utilizado un indentador Berkovich de diamante y los ensayos se han realizado con una velocidad de deformación constante e igual a 0.05 s -1. El indentador, ha sido calibrado mediante ensayos de indentación a 2000 nm de profundidad sobre un patrón de fused silica, cuyo módulo de Young es conocido e igual a 72 GPa. 4.4 Ensayos de nanorayado La determinación del coeficiente de fricción de los materiales se ha hecho por medio de ensayos de nanorayado con una punta Berkovich y una velocidad de 10 µm.s -1. La longitud de rayado, se ha mantenido constante e igual a 150 µm. Dichos experimentos han sido realizados mediante un Nanoindentador XP (MTS). Los ensayos se han realizado a carga incremental (incrementando de manera lineal la carga, ver figura 12) a diferentes cargas máximas de estudio (10, 30, 50 y 100 mn), con el fin de evaluar si los mecanismos de deformación plástica activados para cada orientación cristalina son independientes o no de la carga máxima aplicada.

35 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 35 Figura 12: Representación gráfica del proceso de carga vs. longitud de rayado (cargamento incremental hasta 100 mn a lo largo de una longitud de rayado de 150 µm). Por medio de este ensayo, se puede determinar la carga aplicada en cada punto de la línea de rayado y, como consecuencia, y como consecuencia nos permite predecir la carga crítica del material por medio de la observación del coeficiente de fricción y la huella residual obtenida después del proceso de rayado. 4.5 Microscopio laser confocal Para estudiar tanto las huellas residuales de indentación como las pistas de rayado, se han utilizado microscopios de caracterización, siendo uno de ellos el microscopio laser confocal. Por medio de esta técnica, se ha podido observar la pista de rayado así como los mecanismos de deformación plástica inducidos a lo largo de la pista de rayado. En esta tesis de master, se ha utilizado un Olympus LEXT para poder observar tanto las huellas residuales como las líneas de rayado Funcionamiento básico del microscopio laser confocal El microscopio confocal no utiliza luz blanca, sino que su fuente luminosa es un láser. Este es primordial para poder controlar el haz de los rayos de luz monocromática para hacer el barrido de la muestra. El láser es orientado hacia un espejo dicroico que deja pasar la luz o no la deja pasar en función del ángulo de incidencia entre la luz y el espejo. Este permite orientar la luz del láser

36 Pág. 36 Tesis de Master hacia la muestra y la luz reflectada de la muestra llegue al detector. Este, se encuentra conectado al ordenador. La luz del láser es concentrada por una lente en el mismo plano focal que el plano focal del detector (también conocidos como planos confocales). Además, hay dos pequeñas aperturas llamadas pinhole, una en la salida del láser y una en la entrada del detector que funcionan como diafragmas. La función de estas aperturas es de dejar pasar únicamente la luz del plano focal que llega al detector y dispersarla luz que está fuera del plano focal (Out of focus light, representado en rosa en la figura 13). Figura 13: Esquema de funcionamiento de un microscopio laser confocal [14]. El detector toma una foto de la parte de la muestra que está en el plano focal y después, el microscopio cambia la posición del plano focal y realiza la misma operación en diferentes planos focales, permitiendo la reconstrucción de la zona de interés en 3D; obteniendo una imagen en profundidad de la muestra.

37 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág Precisión de las imágenes El microscopio confocal es más preciso que un microscopio óptico, tal y como se aprecia en las figuras 14 y 15: Figura 14: Imagen obtenida mediante un microscopio laser confocal para una muestra de Co-C-W; donde se pueden observar diferentes ensayos de rayado con carga incremental hasta 100 mn (A), 50 mn (B), 30 mn (C) y 10 mn (D) y las huellas residuales realizadas a profundidad de indentación máxima, 2000 nm (E).

38 Pág. 38 Tesis de Master Figura 15: Imágenes de las pistas de rayado obtenidas mediante un microscopio laser confocal para un acero TRIP. Con una fuerza incremental: 0-10 mn (A) y con una fuerza incremental: mn (B). La figura 14 es una imagen con el objetivo de x50 y se puede ver que es un poco más neta que la imagen de la figura 15, tomada con el objetivo de x100. En cada caso, es claro que la resolución del microscopio no es suficiente para ver los mecanismos de deformación ocurriendo por los rayados hechos con una fuerza tan débil que 10 mn Ventajas e inconvenientes La principal ventaja del microscopio laser confocal es que tiene un diafragma situado en el plano focal conjugado al plano focal del objetivo lo que permite suprimir los planos borrosos y sólo tener el plano neto. El software asociado al microscopio confocal permite hacer un escaneo vertical (eje z) de la muestra y compilar las imágenes de cada plano focal y reconstruir una imagen final de toda la región de interés. Al final se puede ver una imagen clara de toda la región incluso si la muestra tiene relieve.

39 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 39 Así mismo, debido a que dicho microscopio nos permite reconstruir una imagen en 3D, se pueden extraer perfiles de la muestra en las regiones de interés. Este tipo de imagen, permite medir la rugosidad de la muestra y el apilamiento producido en los laterales de la zona de rayado. El principal inconveniente es la limitación del número de la longitud de onda del láser lo que limite la resolución máxima del microscopio. 4.6 Microscopio electrónico de barrido por emisión de campo Para poder observar los mecanismos de deformación plástica de las huellas de indentación así como de los ensayos de rayado, el microscopio laser confocal (ver sección 4.5) no es suficiente debido a su baja resolución. Por ello, se debe de utilizar el microscopio electrónico de barrido por emisión de campo (FESEM). Este microscopio funciona exactamente como un microscopio electrónico de barrido (SEM) excepto por la fuente del haz de electrones utilizada Funcionamiento del SEM Los microscopios electrónicos de barrido (SEM) utilizan un haz de electrones altamente energético para examinar muestras a una elevada magnificación. En dichos equipos, los electrones son generalmente generados por calentamiento de un filamento de wolframio a veces combinado con hexaboruro de lantano (LaB 6 ) [16].

40 Pág. 40 Tesis de Master Figura 16: Representación esquemática del funcionamiento de un microscopio electrónico de barrido [15]. El haz de electrones emitido, es condensado por medio de lentes hasta que incide sobre la muestra que está situada en una cámara de vacío equipada con varios detectores que permiten analizar diferentes tipos de electrones que son emitidos por la muestra, tal y como se aprecia en la figura 17:

41 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 41 Figura 17: Representación esquemática de la interacción de los diferentes tipos de electrones sobre la superficie de una muestra [17]. El detector utilizado para adquirir las imágenes a lo largo de este proyecto es el detector de electrones secundarios ya que nos permite estudiar la topografía de la muestra con una buena profundidad de campo Diferencia entre SEM y FESEM El FESEM funciona exactamente como el SEM (ver sección 4.6.1) excepto que el haz de electrones es generado a baja temperatura. Una aguja muy pequeña y muy fina de wolframio (punta de nm de diámetro) funciona como un cátodo y es sometida a un campo eléctrico muy elevado. El voltaje de aceleración entre el cátodo y el ánodo puede oscilar entre los 0.5 kv hasta los 30 kv, permitiendo la generación de un haz de electrones hasta el ánodo. Para facilitar el transporte de los electrones desde la fuente generadora hasta la muestra a observar, es necesario que la columna se encuentre a un elevado nivel de vacío (10-6 Pa), reduciendo de esta manera las posibles interacciones entre los electrones y las partículas del aire [16]. Cabe mencionar que el haz de electrones producido por emisión de campo es 1000 veces más pequeño que el de un SEM, las imágenes obtenidas mediante un FESEM presentan una mejor resolución [16].

42 Pág. 42 Tesis de Master Para poder observar las huellas residuales así como las líneas de rayado, se ha utilizado un FESEM 7001 (Jeol), trabajando con un voltaje de 20 kv y una corriente de sonda de 10 na. 4.7 Difracción de electrones retrodispersados Electron BackScattered Diffraction, EBSD, es un detector acoplado al FESEM que nos permite determinar diferentes tipos de mapas: orientación cristalina de los granos, imágenes de calidad (imágenes de grises que nos dan información cualitativa sobre la interacción de los electrones sobre la superficie de las muestras observadas), imágenes de fases, etc Funcionamiento del EBSD El haz de electrones que llega a la muestra es difractado y recibido por una pantalla fluorescente de fósforo que recibe los electrones retrodispersados (Backscaterred electrons: ver figura 17). Con el objetivo de poder tener una buena adquisición de las líneas de Kikuchi, es necesario que la muestra con respeto al detecto, se encuentre a un ángulo de 70 como se puede ver en la figura 18 (a):

43 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 43 Figura 18: Esquema explicando el funcionamiento del EBSD con el posicionamiento de la Líneas de Kikuchi muestra (a) y el sistema general (b) [18]. Un patrón de difracción de electrones retrodispersados (EBSP: Electron BackScattered Pattern) se forma sobre la pantalla de fósforo cuando varios planos de la muestra difractan los electrones para formar líneas o bandas de Kikuchi que corresponden cada una a un plano de difracción de la red cristalina, ver Figura 19b.

44 Pág. 44 Tesis de Master Figura 19: Esquema del dispositivo en el SEM para la formación de las líneas de Kikuchi (A) y ejemplo de los patrones indexados de las líneas de Kikuchi (B). Las líneas del EBSP se pueden correlacionar con la estructura y la orientación cristalina del material. Cada línea de Kikuchi es indexada individualmente por medio de los índices de Miller de los planos de difracción que la constituyen. Para la mayoría de los materiales, tres líneas/planos que se crucen bastan para obtener una única solución de orientación cristalina Datos obtenidos por EBSD De los resultados obtenidos a partir del EBSD, principalmente, se pueden distinguir principalmente cuatro imágenes para cada muestra: Imagen de cualidad (QI, quality image); nos da información de manera cualitativa de la calidad de los electrones que inciden sobre la zona a observar; tales como: límites de grano, etc. Mapa orientación cristalina (IPF, Inverse Pole Figure), nos permite ver de manera cualitativa las orientaciones cristalinas de los granos de estudio. Ángulos de Euler (EA), nos permiten calcular los índices de Miller más precisamente que con el IPF.

45 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 45 Imagen de fases (Phase Map, PM), nos permite conocer las proporciones de cada fase presente en el material o ver si debido al proceso de indentación o rayado, el material ha sufrido transformaciones de fase. Los ensayos de EBSD para los aceros dúplex (tanto laminado en caliente como en frio), no se han podido realizar, ya que la muestra subministrada había sido atacada previamente para poder revelar la microestructura y al ser inclinada el soporte a 70º, ambas fases se encontraban fuera del plano de difracción, no permitiendo la correcta identificación e indexación de las líneas de Kikuchi.

46 Pág. 46 Tesis de Master 5. Resultados y discusión 5.1 Mecanismos de deformación plástica Los cinco materiales estudiados en este proyecto final de grado presentan una estructura cristalina FCC excepto los aceros dúplex (ALZ y ALC) que presentan una estructura bifásica, 40% de hierro α con una estructura cristalina BCC y 60% de hierro γ con una estructura FCC. Como se ha comentado en la sección 1.1.4, la deformación plástica en las estructuras FCC se hace principalmente por la activación y movimiento de dislocaciones. Las dislocaciones en esta estructura solo se pueden mover en los planos de máxima densidad {111}; principalmente en las direcciones <110>. Este fenómeno se puede observar en la figura 20, para las muestras metálicas de Co-C-W y TRIP. Cabe destacar que Roa y co-autores [9], observaron el mismo mecanismo de deformación en superficie para la muestra de Co-W-C; por medio de microscopía electrónica de transmisión, las líneas que se observan en superficie se atribuyen a maclas de deformación inducidas por los ensayos de nanoindentación. El mismo fenómeno de deformación, se evidencia al lado de las huellas de rayado, tal y como se aprecia en la figura 21. Figura 20: Imágenes FESEM de las huellas residuales de nanoindentación en: aleación de Co-C-W (A) y en una muestra TRIP (B). Tal y como se aprecia en la figura anterior, para las muestras metálicas de Co-W-C y para los aceros TRIP, se observa fácilmente el movimiento de las dislocaciones alrededor de las huellas de indentación. En efecto, se aprecian diferentes líneas de deslizamiento correspondiente a los planos {111} y activados por el campo de deformación plástico

47 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 47 inducido por el ensayo de nanoindentación. Así mismo, se puede observar que las dislocaciones activadas presentan una geometría particular. Este mismo fenómeno se aprecia alrededor de la pista de rayado, ver figura 21 para los aceros TRIP así como para la muestra Co-C-W. Figura 21: Imágenes FESEM de las pistas de rayado realizados a carga constante (100 mn) para las muestras TRIP y Co-C-W. Tal y como se puede observar en la figura 21, la cantidad de deformación remanente para las muestras TRIP es superior que para las muestras de Co-C-W. Para la muestra TRIP, parte de las líneas de dislocaciones que se observan en superficie, se podrían atribuir a la emergencia de maclas de transformación generadas en el campo de deformación plástico colindante tanto en la huella residual de nanoindentación como alrededor de la pista de rayado. Sin embargo, en esta tesis de master, no se ha profundizado en esto, ya que para ello, sería necesaria la obtención de una lamela utilizando microscopía de haz de iones focalizado y su posterior observación por medio de microscopía electrónica de transmisión. Dicha transformación, implica un aumento de 5% en volumen, induciendo deformaciones internas dentro del material.

48 Pág. 48 Tesis de Master Figura 22: Imágenes FESEM de las pistas de rayado realizados a carga constante (100 mn) para las muestras ALZ (A), ALC (B) y Cu (C). Sin embargo, para las otras muestras de estudio, únicamente se observa apilamiento del material alrededor de la huella residual así como a lo largo de la pista de rayado, debido a la naturaleza dúctil de los elementos estudiados, como se puede ver en la figura 22. En el caso de los aceros dúplex, debido a que se pueden considerar como elementos compuestos, la interfase entre ambas fases puede actuar como una región de disipación de energía. Debido a ello, no se observar dislocaciones de mera clara en la zona colindante a la pista de rallado. Así mismo, debido a que los aceros dúplex; los granos de ferrita (estructura BCC) son más dúctiles que los granos de austenita (estructura FCC). Por consecuencia, las deformaciones se confinan principalmente en los granos de ferrita mientras que en los granos de austenita no se observan mecanismos de deformación. Por lo que hace referencia a la muestra de cobre, es bien conocido que las dislocaciones se concentran en la región donde se induce la máxima tensión; siendo esta la parte inferior de la huella residual de indentación así como la parte inferior de la pista de rayado, ver figura 23. Por consiguiente, para poder observar los mecanismos de deformación plástica para este material, únicamente se podría observar por medio de microscopía electrónica de transmisión (no realizado en esta tesis de master)..

49 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 49 Figura 23: Representación gráfica de una vista transversal, ilustrando el apilamiento de las dislocaciones para una muestra de Cobre. 5.2 Propiedades mecánicas: Dureza y módulo elástico Efecto de tamaño de las indentaciones (ISE) La evolución de las propiedades mecánicas (dureza y módulo elástico) para las muestras de estudio en función de la profundidad de indentación, se pueden observar en figura 24 y figura 25, respectivamente. Figura 24: Dureza en función de la profundidad de penetración del indentador para las muestras de estudio.

50 Pág. 50 Tesis de Master Figura 25: Módulo elástico en función de la profundidad de penetración del indentador para las muestras de estudio. En ambas figuras, se puede apreciar que para profundidades de indentación inferiores a 500 nm, los valores de dureza y el módulo elástico de las muestras no son estables. Este efecto, se debe al efecto de tamaño de las indentaciones es del orden del tamaño de los defectos superficiales de las muestras (por ejemplo: límites de grano, porosidad, dislocaciones, etc.), conocido con el nombre de Indentation Size Effect, ISE. Este fenómeno, se puede representar gráficamente tal y como se muestra en la figura 26.

51 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 51 Figura 26: Esquema de los ensayos de nanoindentación con una profundidad de indentación pequeña, 50 nm (A) y profundidad de penetración mayor, 2000 nm (B). El ISE se puede describir como la influencia del ratio entre el tamaño de grano y el tamaño de la indentación: si la indentación es bastante pequeña para quedar dentro de un grano como se muestra en figura 26 (A), el resultado de la dureza mesurada no va a ser el mismo que si la indentación se hace sobre varios granos a la misma vez porque los límites de grano son defectos en la red cristalina lo que influye sobre las propiedades del material como explicado el primer párrafo de la parte Además del ISE, se tienen de considerar la rugosidad de la muestra que influye sobre el área de contacto entre el indentador y la superficie de la muestra por el inicio de la indentación. Así mismo, para profundidades de indentación superiores a 500 nm, los valores de dureza y módulo de Young, se mantienen prácticamente estables. Por consiguiente, para dichas profundidades de indentación los valores no presentarán ISE Valores de dureza y módulo elástico A causa del ISE y de los efectos de superficie como la rugosidad, los valores presentados en esta sección, se han evaluado para un rango de profundidad de desplazamiento comprendido entre 1400 y 1800 nm, donde las valores de las propiedades mecánicas se mantienen constantes. Cabe mencionar, que para la muestra de Cu, debido a que el espesor de la muestra es de alrededor de unas 100 m, los valores de dureza y de módulo elástico para profundidades de indentación superiores a los 250 nm, los valores tienden a ir disminuyendo debido a que el campo de deformación plástico y elástico entra en contacto con la interfase (la cual se puede simular a una capa de aire), produciendo la reducción de

52 Pág. 52 Tesis de Master dichas propiedades mecánicas. Sin embargo entre 175 y 250 nm de profundidad de indentación, en las figuras anteriormente, dichas propiedades se mantienen constantes. En este rango, los valores de dureza y módulo de elasticidad corresponden a los valores intrínsecos de la muestra de cobre. En la tabla 3, se puede observar el valor promedio de H y E para cada muestra de estudio. Tabla 3: Valores de módulo elástico y de dureza de los materiales de estudio obtenidos a partir de los ensayos de nanoindentación de estudio. E (GPa) Estado del arte H (GPa) Estado del arte Co-C-W 246 ± ,65 ± TRIP 234 ± ,81 ± 0, ALZ 208 ± ,86 ± 0, ALC 222 ± ,09 ± 0, Cu 72 ± ,65 ± 0, Como se puede ver en la tabla 3, los valores de dureza y de módulo elástico medidos en este proyecto, se ajustan de manera aceptable a los valores reportados en la literatura. Sin embargo, los valores de las propiedades mecánicas para la muestra de cobre son diferentes de los reportados en la literatura. Los valores determinados para la muestra de cobre son inferiores a los reportados en la literatura debido principalmente a: (1) Debido a que la muestra de cobre presenta un espesor de unas 100 m, por consiguiente el campo de deformación plástico y elástico no se pueden confinar dentro de la lámina de estudio; por consiguiente entran en contacto con la interfase cobre/soporte produciendo una reducción de las propiedades mecánicas. (2) Otro efecto que puede producir una reducción de las propiedades mecánicas, puede ser debido a que el adhesivo utilizado debido a su naturaliza polimérica, produce que la deformación inducida por indentación interactúa con el material polimérico. En la figura 27, se puede ver la huella residual observada por medio de la técnica de microscopía electrónica de barrido para cada una de las muestras de estudio.

53 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 53 Figura 27: Matriz homogénea de indentaciones realizadas a 2000 nm de profundidad de indentación observada por medio del FESEM para las muestra de estudio: Co-C-W (A), TRIP (B), ALZ (C), ALC (D) y Cu (E). Tal y como se observa en la figura 27 para las muestras de ALZ (C), ALC (D) y Cu (E), se pueden apreciar diferentes mecanismos de daño debido a que el indentador había sido dañado debido a que al realizar los ensayos de nanoindentación, la punta de indentación de diamante se va exfoliando debido que el par metal/diamante presenta un considerable grado de desgaste. Cabe mencionar que los valores de E y H reportados en la tabla 3, no se ven influenciados por este fenómeno Apilamiento y hundimiento Para las muestras de ALZ, ALC y cobre, no se puede observar apilamiento o hundimiento alrededor de la huella residual, sin embargo se puede observar mecanismos de hundimiento en algunas indentaciones para la muestra de Co-C-W, ver figura 28 (A), y se ha detectado apilamiento sobre el lado de algunas indentaciones de la muestra de TRIP como se muestra en figura 28 (B).

54 Pág. 54 Tesis de Master Figura 28: Ejemplos de huellas residuales mostrando los principales mecanismos de deformación inducidos por indentación alrededor de las huellas residuales para una muestra de Co-C-W (A) y para una muestra TRIP (B). El hundimiento para la muestra de Co-C-W, se explica debido a que la muestra presenta una dureza de 4,65 ± 0.03 GPa (mayor dureza para las muestras de estudio). Sin embargo, las muestras de TRIP presentan apilamiento alrededor de la huella residual debido a su naturaleza dúctil Anisotropía Para analizar la anisotropía, se necesita utilizar los resultados del EBSD. Se han realizado matrices de indentaciones y posteriormente se ha observado por medio de EBSD tal y como se mostrará a lo largo de esta sección Co-C-W Como se puede ver en la figura 29, las huellas residuales de indentación realizadas a una profundidad máxima de 2000 nm, son superiores al tamaño de los granos de la muestra de Co-C-W. Por consiguiente, el campo de deformación tanto elástico como plástico no se puede confinar en el interior del grano de Cobalto, siendo imposible correlacionar los valores de dureza y módulo elástico en función de la orientación cristalina.

55 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 55 Figura 29: Mapa de orientación cristalina (o IPF) para una aleación metálica de Co-C-W Acero dúplex: ALZ y ALC obtenida mediante EBSD. Como los EBSD de los aceros dúplex no se ha podido realizar debido a que las muestras han sido atacadas químicamente para poder observar su microestructura. En tal caso, no se ha podido correlacionar sus propiedades micromecánicas con la orientación cristalina de cada fase. Sin embargo, cabe mencionar que debido a la observación microestructural por medio de FESEM (ver figura 30), se aprecia que los granos presentan una geometría alargada en la dirección longitudinal y estrechos en la transversal. Por consiguiente, presentan un efecto de textura (para estar seguro de esta hipótesis sería necesario realizar ensayos de difracción de rayos X, no realizados en esta tesis de master).

56 Pág. 56 Tesis de Master Figura 30: Observación microestructural de la textura para una muestra ALZ. Como se sabe que los aceros dúplex son constituidos de 60% de hierro γ y 40% de hierro α que no tienen las mismas estructuras cristalográficas y propiedades mecánicas como mostrado en el estado del arte, se puede suponer que hay anisotropía de fase en los aceros dúplex Aceros TRIP En la figura 31, se puede ver la imagen de orientación cristalina para la zona donde se han realizado las huellas residuales de nanoindentación.

57 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 57 Figura 31: Mapa de orientación cristalina (o IPF) para una muestra TRIP. Tal y como se puede apreciar, el tamaño de los granos del TRIP son bastante grandes y algunas indentaciones se encuentran confinadas dentro de los granos austeníticos que constituyen los aceros TRIP. Esto, ha permitido calcular los valores de dureza y módulo elástico para las principales orientaciones cristalinas; mayormente, se han evaluado tres orientaciones: (001), (111) y (101).

58 Pág. 58 Tesis de Master Tabla 4: Valores de E y H en función de las orientaciones cristalográficas principales para el acero TRIP. Orientación E (GPa) Estado del arte H (GPa) Estado del arte (111) 243 ± ± 0.2 3,56 ± 0,02 (101) 222,9 ± ,91 ± ,36 ± 0,02 (001) 1 209, ,61 3,13 ± 0,01 Aunque los valores de dureza son un poco menores que los encontrados en la literatura, se puede observar que existe una ligera anisotropía tanto en términos de dureza como de módulo elástico, siendo el plano de máxima densidad el que presenta los máximos valores. Esta tendencia en términos de dureza encaja con lo que reportó Roa y co-autores para el mismo material [10]. Al contrario que la dureza, el módulo de elasticidad reportado por Roa et al. [10], no encaja perfectamente a los encontrados en esta tesis de master. Este autor, encontró un valor de módulo elástico constante en función de la orientación cristalina de unos 200 GPa, sin embargo; en este trabajo se ha encontrado que el valor del módulo elástico depende de la orientación cristalina tal y como reportó Tromas y co-autores para un acero 316L [4] Cu Tal y como se puede observar en la figura 32, los granos de cobre son bastante grandes, permitiendo confinar alguna indentación y su respectivo campo de deformación en el interior de las mismas. 1 Para el plano cristalográfico (001), únicamente una única indentación en los granos austeníticos con dicha orientación. Por esto, no se ha podido determinar el error asociado.

59 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 59 Figura 32: Mapa de orientación cristalina (o IPF) para una muestra de cobre. Debido a la baja densidad de indentaciones realizadas en las muestras, sólo se puede detectar dos indentaciones en granos (001) y (111) y solo una en un grano (101). Además, tal y como se ha comentado con anterioridad, debido al espesor de la muestra subministrada, los valores de dureza y de módulo de elasticidad, se ven influenciadas por la interfase (muestra/pegamento/soporte), provocando una reducción de estos valores tal y como se puede observar en la tabla 5. Para poder aislar el comportamiento real del material de estudio, se debería de utilizar modelos de capas delgadas con el fin de determinar el valor real de dureza y de módulo de elasticidad para el material de estudio. Estos modelos no han sido tenidos en cuenta en este proyecto, debido a que por factores geométricos de la muestra (principalmente ondulaciones, no se ha podido determinar con exactitud el espesor real de la muestra). Por consiguiente, los valores que se encuentran resumidos en la siguiente tabla en función de la orientación cristalina, corresponden a los valores de dureza y de módulo de elasticidad que permanecen constantes a profundidades de indentación muy pequeñas. Tabla 5: Valores de E y H en función de las orientaciones cristalográficas principales para el cobre. Orientación E (GPa) H (GPa) (111) - - (101) (001) 32.8 ± ±

60 Pág. 60 Tesis de Master Las indentaciones realizadas en los granos (111), presentaban problemas considerables de punto de contacto, siendo imposible determinar con exactitud el valor real de módulo de elasticidad y dureza. Por eso, se ha decidido omitir estos valores en la tabla anterior. Tal y como se aprecia en la tabla anterior los valores de módulo de Young y dureza para los planos (101) y (001) son similares, por consiguiente se puede concluir que el cobre no presenta efectos de anisotropía mecánica, y por tanto es un material isotrópico. Se tiene que tener en cuenta que estos resultados sólo son el resultado de tres indentaciones y que estadísticamente se puede estar cometiendo un error considerable. 5.3 Aspecto tribológico La relación H/E, nos permite evaluar de manera cualitativa el comportamiento tribológico de los materiales evaluados en esta tesis de master. En otras palabras, cuanto mayor es este ratio, mejor se comporta el material bajo solicitaciones de fricción. Los ratios H/E para cada material de estudio, se encuentran resumidos en la tabla 6. Tabla 6: Cociente H/E de los materiales estudiados. H/E Co-C-W 0,0189 TRIP 0,0120 ALZ 0,0186 ALC 0,0184 Cu 0,0210 Todos los ratios de la tabla 6 son del orden de 0,01 0,02. Por consequencia, sabemos que estos materiales presetan un mal comportamiento tribologico, ya que comparando estos valores con los reportados en la literatura para recubrimientos de TiN muy conocidos por sus propiedades tribologicas y que presentan un ratio H/E de 0,64 (32 GPa de dureza y un módulo de elasticidad de unos 500 GPa) [19]. Los valores encontrados para los materiales estudiados presentan un ratio al menos 3 veces menor, debido a que presentan apilamiento al lado de la pista de rayado tal y como se ha mostrado en detalle en la seccion 5.1 y se explicará a continuación. Tal y como se puede observar en la tabla anterior, todos los elementos metálicos presentan un ratio H/E muy parecido. Por consiguiente, en la siguiente sección, se presentan los resultados obtenidos de coeficiente de fricción para cada elemento metálico y de esta manera poder observar alguna diferencia entre ellos.

61 Coeficiente de fricción Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág Comportamiento tribológico En esta sección, se determinará la carga crítica y el coeficiente de fricción para las diferentes muestras estudiadas en esta tesis de master Carga critica Para definir la carga critica, se ha utilizado en figura 33 la curva del coeficiente de fricción para el acero dúplex laminado en frio con una carga incremental hasta 100 mn. 0,25 0,2 0,15 0,1 0, Distancia de rayado (µm) Figura 33: Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para la muestra ALZ (ensayo realizado a una carga incremental máxima de 100 mn). Tal y como se aprecia en la figura 33, se puede ver que el coeficiente de fricción presenta una doble tendencia: - 0 hasta 50 µm, un valor de coeficiente de fricción comprendido entre 0,05 y 0,1 el cual va incrementando de manera paulatina, pero prácticamente se puede considerar que se mantiene constante - Para valores superiores a las 50 µm, el valor empieza a incrementar hasta alcanzar un valor de 0,2; estabilizándose a dicho valor. Esta cambio, puede ser debido a diferentes efectos, tales como: daño inducido (ejemplo: grietas, etc.), límites de grano (provocando posibles efectos de cizalla entre granos, etc.), etc. Así mismo, este cambio de tendencia para esta tesis de master se ha considerado como el valor correspondiente a la carga crítica (es conocido que la carga crítica se utiliza para medir la adherencia de una capa delgada depositada sobre un sustrato; pero en este trabajo lo hemos utilizado para poder observar cambios de tendencia en el coeficiente de fricción y poderlo atribuir a modificaciones microestructurales en las aleaciones metálicas de estudio), pero para estar seguro de esto, es necesario observar la pista de rayado por medio de técnicas de observación ópticas, ver figura 34.

62 Pág. 62 Tesis de Master La carga crítica (F c ), definida como la carga mínima donde se produce el primer daño en nuestro caso y debido a la naturaleza metálica de las muestras de estudio, se ha considerado la carga critica como el punto donde el material presenta un cambio en la curva de fricción, ver figura 33, y empieza a presentar apilamiento en la zona alrededor de la pista de rayado, ver figura 34. Utilizando ambos métodos, se ha obtenido una F c para la muestra ALZ de 28,4 y 35,2, respectivamente. Figura 34: Imagen FESEM de la pista de rayado (carga incremental hasta los 100 mn) para la muestra ALZ. Como se puede ver en figura 34, la carga crítica es la carga donde el material empieza a presentar claramente mecanismos de deformación y/o fractura. En este caso, corresponde al primer sitio donde se puede ver apilamiento al lado de la pistad de rayado. Todas las cargas críticas, para cada ensayo de rayado, han sido calculadas y representadas en la figura 35. En esta figura, se representan las dos metodologías utilizadas para extraer la carga crítica; a partir del coeficiente de fricción (en negro) y mediante las imágenes de microscopía electrónica de barrido (en gris).

63 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 63 Figura 35: Representación gráfica de las cargas críticas obtenidas por medio de dos maneras diferentes a partir de los ensayos de rayado: a partir del coeficiente de fricción (negro) y por medio de la observación directa a partir de las imágenes FESEM (gris). Se puede ver que los resultados obtenidos son bastante similares entre ambos métodos utilizados. La diferencia existente entre ambos, se puede atribuir al error experimental asociado a la incertidumbre de medida de las imágenes FESEM. Tal y como se ha mostrado, el Co-C-W presenta unos valores de dureza mayores que los otros materiales de estudio, por tanto es el material más frágil que se ha estudiado en esta tesis de master. Por estos motivos, es lógico que presente una carga crítica menor que para los materiales de estudio. Posteriormente, el cobre presenta un valor de carga crítica superior al Co-C-W, esto se puede atribuir que este material es muy dúctil y que necesita una carga muy baja para poder deformar y apilar material en la zona colindante a la pista de rayado. A continuación, los aceros TRIP presentan unos valores ligeramente superiores a los del Cobre y los que presentan coeficientes de fricción mayor son los aceros dúplex. Para poder ver a que se atribuye la ligera diferencia entre los aceros TRIP y los dúplex, es necesario observar en detalle la pista de rayado (se mostrará a lo largo de esta sección). El cálculo de las cargas críticas, ha permitido conocer el punto donde los materiales empiezan a deformarse y por consecuencia la carga máxima donde se puede tomar los datos para calcular los coeficientes de fricción. Además, para muchos materiales ha esta escala de estudio (escala local, ya que hemos tenido en cuenta para muchas muestras únicamente uno, dos o incluso tres granos a la vez), ha permitido de observar la posible

64 Pág. 64 Tesis de Master existencia de dos coeficientes de fricción tal y como se muestra en la figura 33: el coeficiente de fricción antes que el material se deforme (a partir de ahora denominado µ 1 ) y el coeficiente de fricción después que el material se empiece a apilar/fracturar (denominado µ 2 ). Cabe mencionar que esto es la primera vez que se ha observado, ya que cuando se hacen los ensayos de rayado en materiales metálicos se realizan a escala macroscópica y en tal caso los ensayos no se realizan de manera local sino que se evalúa el valor del coeficiente de fricción para el material en sí, sin tener en cuenta la influencia de la orientación cristalina Coeficiente de fricción Los coeficientes de fricción han sido calculados por dos zonas diferentes: µ 1 ha sido elegido en la región comprendida entre 40 y 80 µm, cuando la carga máxima incremental aplicada ha sido de 30 mn; este rango corresponde a cargas de 8 a 16 mn. Tal y como se muestra a continuación, los coeficiente de fricción son constantes para todas las muestras en este rango de trabajo, ver figura 36. µ 2 ha sido elegido en la región comprendida entre 100 y 140 µm, cuando la carga máxima incremental aplicada ha sido de100 mn; este rango de trabajo corresponde a cargas de 66,7 a 93,3 mn. Tal y como se muestra en la figura 37, los coeficiente de fricción son constantes para todas las muestras comprendidas en este rango de trabajo. Figura 36: Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado (carga incremental, de 0 hasta 30mN) para todos los materiales estudiados.

65 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 65 Figura 37: Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado (carga incremental, de 0 hasta 100mN) para todos los materiales estudiados. Se puede ver tanto en las figura 36 y 37, se puede apreciar que la variabilidad en la zona donde se ha determinado µ 2 es superior que la de µ 1, esto se debe a que el material ha interactuado con algún defecto superficial (como por ejemplo, límites de grano, otros granos con orientaciones totalmente diferentes, etc.), provocando como resultado un comportamiento aleatorio del coeficiente de fricción. En las figuras 38, 39, 40, 41 y 42, se han reagrupado los resultados de los ensayos de rayado a diferentes cargas máximas incrementales (10, 30, 50 y 100 mn) para cada muestra de estudio.

66 Pág. 66 Tesis de Master Figura 38: Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para la muestra de Co-C-W para diferentes cargas incrementales estudiadas; 10, 30, 50 y 100 mn. Figura 39: Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para la muestra de TRIP para diferentes cargas incrementales estudiadas; 10, 30, 50 y 100 mn.

67 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 67 Figura 40: Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para la muestra de ALZ para diferentes cargas incrementales estudiadas; 10, 30, 50 y 100 mn. Figura 41: Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para la muestra de ALC para diferentes cargas incrementales estudiadas; 10, 30, 50 y 100 mn.

68 Pág. 68 Tesis de Master Figura 42: Coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para la muestra de Cu para diferentes cargas incrementales estudiadas; 10, 30, 50 y 100 mn. Se puede observar que para algunos coeficientes de fricción, el principio de la curva no es constante. Este se debe a las irregularidades de la muestra, principalmente se debe a la rugosidad inicial de la muestra debido al proceso de electropulido.

69 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 69 Tabla 7: Coeficientes de fricción de las 5 muestras de estudio en regiones donde no se aprecia efectos de apilamiento en la zona lateral de la pista de rayado (µ1) y en zonas donde se inicia a apilar el material metálico arrastrado durante el proceso de rayado (µ2). µ 1 µ 2 Co-C-W 0,045 ± ,109 ± TRIP 0,073 ± ,115 ± ALZ 0,090 ± ,194 ± ALC 0,067 ± ,187 ± Cu 0,090 ± ,226 ± Como todos los ensayos de rayado se han realizado bajo las mismas condiciones de temperatura, también se ha utilizado el mismo indentador, etc.; los resultados resumidos en la tabla anterior nos permiten comparar los valores de coeficiente de fricción entre todas las muestras de estudio. Tal y como se aprecia, la muestra de Co-C-W tiene un menor coeficiente de fricción, mientras que la muestra de cobre presenta el mayor. Esta diferencia, se puede correlacionar con los valores de dureza encontrados; ya que el Co-C-W presenta unos valores de dureza mucho mayores que para la muestra de Cobre, por consiguiente el primero de ellos tendrá un comportamiento más parecido a materiales cerámicos (comportamiento frágil), mientras que para el cobre tendrá un comportamiento mucho más dúctil. Para tener una idea más precisa de la evolución del coeficiente de fricción antes y después que el material presente cambios debidos mayormente a la deformación inducida por el penetrador,, se han reagrupado los valores de µ 1 y de µ 2 en un histograma, ver figura 43.

70 Pág. 70 Tesis de Master Figura 43: Valores de µ1 y µ2 para cada muestra de estudio. En figura 43, se observa un incremento de alrededor el 50% o más del coeficiente de fricción después que el material empieza a presentar símbolos evidentes de deformación alrededor de la pista de rayado. Este fenómeno puede explicarse a causa del apilamiento ocurrido en la zona lateral de la pista de rayado. Este apilamiento aumenta el área de contacto entre el indentador y la muestra creando más resistencia al movimiento del indentador Anisotropía Co-C-W Tal y como se ha mostrado con anterioridad (figura 29), la muestra de estudio presenta una estructura bimodal. Sin embargo, el tamaño de grano no es lo suficientemente grande como para confinar una huella de rayado en su interior. Por consiguiente, la anisotropía en términos de coeficiente de fricción para esta muestra no se ha podido determinar, ya que hemos evaluado el comportamiento de todo el material y no de una orientación cristalina en particular.

71 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 71 Figura 44: Superposición de la imagen de orientación cristalográfica (IPF) y de la pista de rayado obtenida mediante FESEM para los diversos rayados realizados a diferentes cargas incrementales (10, 30, 50 y 100 mn) para la muestra Co-C-W TRIP Como se ha visto en la parte , el acero TRIP presenta anisotropía mecánica en términos de dureza y módulo elástico; cabe suponer que el coeficiente de fricción va a ser anisótropo, ya que cada grano con una determinada orientación cristalina presentaría una relación H/E ligeramente diferente.

72 Pág. 72 Tesis de Master Figura 45: Superposición de la imagen de orientación cristalográfica (IPF) y de la pista de rayado obtenida mediante FESEM para los diversos rayados realizados a diferentes cargas incrementales (10, 30, 50 y 100 mn) para la muestra TRIP. Los ensayos de rayado realizados a 30 mn y 50 mn, la pista de rayado se puede mayormente confinar en el interior de un grano (ver figura 45). Sin embargo, no se puede analizar la anisotropía para las rayas realizadas a 10 y 100 mn, ya que interactúan con más de un grano austenítico.

73 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 73 Figura 46: Coeficiente de fricción para el TRIP en función de la distancia de rayado para diferentes cargas incrementales (hasta 10 mn y 100 mn). En la figura 46, se muestra la evolución del coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para las dos pista donde no se han podido confinar en el interior de los granos austeníticos (10 y 100 mn de carga máxima). Como se puede apreciar a unas 70 m del inicio del ensayo de rayado; el coeficiente de fricción presenta una reducción considerable; este fenómeno se debe a que el penetrador va rayando diferentes granos austeníticos tal como lo muestra la imagen de EBSD (figura 45). Para este caso en particular, se puede ver, a unas 70 m del inicio del ensayo de rayado, la pista de rayado cruza dos granos con orientaciones totalmente distintas; pasa de un grano verde (101) a un grano rosa oscuro (001). En este punto en particular, el valor del coeficiente de fricción pasa de 0,22 en el grano (101) a un valor de 0.15 en el grano (001) lo que corresponde a una disminución del 32%. Esto significa que el comportamiento tribológico en términos de coeficiente de fricción para un acero TRIP es altamente anisótropo, ya que su coeficiente de fricción no es el mismo entre dos granos de orientaciones bastante diferentes Aceros dúplex (ALZ y ALC) Se puede ver que el ensayo de rayado cruza ambas fases; granos de hierro α (BCC) y de hierro γ (FCC) en la figura 47:

74 Pág. 74 Tesis de Master Figura 47: Imagen FESEM de la pista residual de rayado para la muestra ALZ con una carga incrementa máxima de 30 mn. En la figura 48, se puede ver la evolución del coeficiente de fricción de la muestra ALZ para todas las cargas de estudio. Figura 48: Coeficiente de fricción en función de la distancia para la muestra ALZ. El coeficiente de fricción de la muestra ALZ no se mantiene constante y va oscilando a medida que se avanza en la distancia de rayado. Estas oscilaciones se pueden atribuir a la microestructura de estos aceros; en otras palabras nos está poniendo de manifiesto que las fases α y γ para el ALZ no tienen el mismo coeficiente de fricción. Se puede concluir que el acero dúplex laminado en frío tiene una anisotropía de fase bastante pronunciada.

75 Propiedades mecánicas, coeficiente de fricción y efectos de anisotropía mecánica local en aleaciones metálicas Pág. 75 Figura 49: Coeficiente de fricción en función de la distancia para la muestra ALC. En la figura 49, se puede observar el mismo tipo de comportamiento tribológico para la muestra dúplex laminado en caliente. En este material, las oscilaciones a lo largo de la evolución del coeficiente de fricción (figura 49) son menos importantes que si se comparan con el material laminado en frío (ver figura 48). Se puede entonces estimar que el acero dúplex laminado en caliente también presenta anisotropía en términos del coeficiente de fricción, pero menos pronunciada que para el acero dúplex laminado en frío. Por consiguiente, los aceros dúplex son anisótropos en términos de coeficiente de fricción. Sin embargo, el tratamiento térmico modifica ligeramente la anisotropía.

76 Pág. 76 Tesis de Master Cu Los ensayos de rayado realizados a 30 y 50 mn para la muestra del cobre no son interesantes a examinar desde un punto de vista de la anisotropía mecánica ya que se encuentran posicionados en una región con tamaño de grano pequeño o sobre límites de grano, complicando el correcto análisis del coeficiente de fricción tal y como se puede apreciar en la figura 50. Figura 50: Mapa de orientación cristalina para la muestra de cobre. Los datos del coeficiente de fricción para el ensayo realizado a 10 mn de carga incremental máxima, presentaban una tendencia extraña y no se ha representado en la figura 51 que muestra el coeficiente de fricción en función de la distancia de rayado para el cobre.